摘要：本文选择几种典型的高合金双相不锈钢：S、S、S、S，在大生产坯料上取样，采取了不同的热处理、热加工和热穿孔以及调整化学成分等方法，研究了组织及工艺对其热加工性能的影响。结果表明：两相比例和σ相的析出情况与热穿孔温度和冷变形的中间退火密切相关，S的二次相的析出速度和析出量远超于S、S及S双相不锈钢。对S需适当降低Cr（Cr≤27%）、N（N≤0.4%）含量，提高Mo（Mo4%-5%）含量，合理控制加热速度（2℃-2.5℃/min）及终轧（锻）温度（≥℃），并注意回炉加热和圆管坯中心钻孔的影响，可提高热加工塑性，防止开裂。
关键词：特超级双相不锈钢Cr27Ni7Mo5N（S）；热穿孔；σ相；终轧（锻）温度；成品固溶处理
1前言
目前，诸如超级双相不锈钢（S）Cr25Ni7Mo4N，标准双相不锈钢（S）Cr23Ni5Mo3N、（S）Cr22Ni5Mo3N等典型的双相不锈钢因具有高耐蚀性能，特别是高的耐点腐蚀及耐氯化物应力腐蚀性能以及优异的力学性能，故得到了广泛应用。
虽然这类双相不锈钢应用范围很广，但其耐蚀性能不足以维持长时间的服役寿命，特别是在高温环境下使用也受到了一些限制。近几年来发展的特超级双相不锈钢（S）Cr27Ni7Mo5N，其耐蚀和力学性能优于目前使用的超级和标准双相不锈钢，特别适合应用于热带海水环境中以及较高温度的苛刻氯化物环境中使用。然而该特超级双相不锈钢因其PRE高达49，特别是Cr、Mo、N相对较高，促使σ相的析出速度加快，析出量增大，还伴有Cr2N的析出，故加工难度较大。本文通过对特超级、超级、标准双相不锈钢的对比研究，期望对各类双相不锈钢特性的认识、掌握、选用及研究开发提供帮助。
2试验材料及方法
2.1试验材料
采用AOD冶炼，模注成钢锭、热轧（锻）成Φ65mm-Φmm的圆管坯，经热穿孔和冷变形生产成品无缝钢管。试验钢的化学成分见表1。
表1试验钢的化学成分（质量百分数%）
备注：⑴PRE=Cr%+3.3%Mo+16%N；⑵PRE含义：PRE为点腐蚀敏感系数，在氯化物环境中影响点腐蚀性能的重要元素是Cr、Mo、N，耐点腐蚀性能随PRE的增大而提高
2.2试验方法
典型高合金双相不锈钢热加工性能的研究涉及到铁素体和奥氏体的两相比例及析出相的析出规律，所以本文主要通过从组织、成分和性能的分析到生产实践的如下二大部分展开试验研究：（1）典型双相不锈钢析出相的析出速度及析出量的比较及其对热加工性能的影响；（2）S及S双相不锈钢组织和性能的变化及其对热穿孔和热处理工艺的影响。
圆管坯热穿孔采用2辊斜轧穿孔机，进行荒管的制备及相关研究。
从锭、坯、管上切取金相和力学性能试样，采取了不同热处理，热加工或热穿孔以及适当调整合金元素Cr、Mo、N的含量等试验方法，比较和研究各牌号双相不锈钢的组织、性能特点及其对加工过程的影响。
采用的检测设备有：WE-液压式万能试验机、JBDW-C超低温冲击试验机。金相试样经40%的氢氧化钠电解侵蚀或经毫升蒸馏水加10克铁氰化钾、10克氢氧化钾沸腾腐蚀，采用VERTAI蔡司显微镜及多相面积百分比测定法对金相组织进行观察测定，统计10个视场的铁素体含量及5个视场的σ相含量后，分别取平均值，冲击韧性和室温拉伸各检测3个试样后，分别取平均值。
3结果与讨论
3.1S及S双相不锈钢组织和性能的变化及其对热穿孔及热处理工艺的影响
S、S是特超级和超级双相不锈钢的典型代表，由于其更高的合金含量，其有害相析出更加敏感，而有害相的析出对组织、性能以及热穿孔工艺的制订密切相关，为此，进行S、S的两相比例，特别是有害相析出行为的研究及对热穿孔及热处理工艺制订的建议。
3.1.1S及S组织和性能的变化及其与热穿孔工艺制订的关系
双相不锈钢的相比例及有害相析出对其热穿孔性能影响显著，对于S、S含有更高Cr、Mo的双相不锈钢，其影响热加工性能的关键有害相为σ相。
双相不锈钢中铁素体和奥氏体两相比例及σ相析出和溶解的规律在很大程度上取决于钢的化学成分，在钢的化学成分确定的条件下，主要取决于加热制度。图1所示为两种典型双相不锈钢S（AG-3）、S（BG-1）加热制度（加热温度℃-℃，保温30min，水淬）与铁素体含量及σ相的析出量之间关系。从图中看出：铁素体含量总的趋势是随着加热温度的提高而增加；σ相析出量开始阶段也是随着加热温度提高而增加，但当加热温度达到各自σ相析出最大敏感温度后，随着加热温度提高呈下降趋势，直至σ相完全溶解。S及S铁素体相含量变化：S（AG-3）：℃，α含量13.5%；℃-℃，α含量38%-53%；S（BG-1）：℃，α含量23%；℃-℃，α含量35%-52%。σ相析出量的变化：S（AG-3）：℃，σ相7%，σ相析出的敏感温度℃时，σ相31.5%，σ相完全溶解温度为℃；S（BG-1）：℃，σ相1.6%，σ相析出的敏感温度℃时，σ相9.2%，σ相完全溶解温度为℃。相比之下，S（AG-3）σ相析出量远超过S（BG-1）见图1(a)、(b)。这表明Cr、Mo含量较高的S双相不锈钢σ相完全溶解温度却高于含Cr、Mo较低的S，并且σ相析出的敏感温度也会随着Cr、Mo含量的增加而提高。
图2所示为S（AG-3），加热温度为℃、℃、℃、℃、0℃、℃，保温时间为30min，水淬的显微组织（X）。
图1加热温度对相含量的影响
(a)℃*30min；(b)℃*30min；(c)℃*30min；(d)℃*30min；(e)0℃*30min；(f)℃*30min
图2S（AG-3）显微组织（x）
双相不锈钢的研究表明：合适的热加工温度与钢中两相比例及σ相的析出和溶解有密切关系，特别是由于σ相的硬、脆特性及铁素体与奥氏体之间较大的强度差异造成高温时变形不协调，容易在相界面上产生微裂纹，最终导致在热加工过程中容易产生表面裂纹等。双相不锈钢热穿孔加热温度选择原则为：σ相完全溶解及铁素体和奥氏体两相比例合适的温度范围，因为双相不锈钢中，当铁素体含量为20-30%时，其热塑性最低，单相具有最佳的热塑性，且纯铁素体又远较纯奥氏体为优。所以合适的两相比例应该是增加其中铁素体含量的体积百分率；同时，还必须考虑如下因素：（1）允许加热的最高温度；（2）圆管坯出炉后在滚道上滚动的温降；（3）热穿孔过程中的温升；（4）热穿孔的穿孔能力。根据上述热穿孔机加热温度的选择原则及必须考虑的因素，一般情况下圆管坯在连续加热炉内最终出炉的加热温度选择如下：（1）S，直径不大于Φ80mm的圆管坯为℃-℃；直径大于Φ80mm，圆管坯为℃-℃。（2）S，直径不大于Φ80mm的圆管坯为℃-℃；直径大于Φ80mm，圆管坯为℃-℃。加热温度下的保温时间根据圆管坯的规格而定，一般为20-40min。
3.1.2S及S组织与性能的变化及其与热处理工艺制订的关系
图3及图4所示分别相应为S（AG-3）、S（BG-1），不同加热制度（加热温度℃-℃，保温时间为30min，水淬）与室温拉伸及室温冲击韧性的关系。由于σ相是硬而脆的金属间化合物，所以两种双相不锈钢在各自的σ相析出的敏感温度上钢的塑韧性大幅降低，如图中所示室温拉伸和屈服强度都较高，断后伸长率都很低，分别降至0%和9%；室温冲击韧性（AKV）分别降至2J和9J。当加热温度高于σ相完全溶解的加热温度时，两种双相不锈钢都表现为具有良好、适中的拉伸和屈服强度，较高的断后伸长率及较高的室冲性能。其室温拉伸上显示的共同特点为当加热温度升高到℃以上，抗拉和屈服强度有明显提高趋势，这是铁素体的体积百分率相应增加，并超过50%，相变起主导作用的缘故，见图6。在室温冲击韧性方面：S（AG-3）、S（BG-1）的冲击功（AKV）差不多，基本波动在J-J的范围内，同时，两钢种室温冲击韧性在加热温度提高到约℃以上显示了明显下降的趋势，这也源于铁素体的体积百分率增加，导致塑韧性下降，相变起主导作用的缘故，见图7。
在管材加工过程中，中间退火和成品固溶处理的加热温度选择的原则必须在σ相完全溶解的温度区间，其中，中间退火要求达到再结晶充分软化的目的，而固溶处理的加热温度要求处于铁素体和奥氏体相含量基本相近的两相比例，从而具有优异的耐氯化物应力腐蚀性能及良好的工艺性能（当钢中两相比例近于1时的效果最佳）。据此，管材加工过程中的中间退火及成品管材的固溶处理选择如下：
（1）S，中间退火：℃-℃，成品固溶处理温度为1℃-℃；
（2）S，中间退火：1℃-℃，成品固溶处理温度为℃-℃。
中间退火和成品固溶处理的保温时间按圆管坯和成品管材的规格而定一般选择为15-35min的范围内。
图3加热温度对室温拉伸性能的影响
图4加热温度对室温冲击性能的影响
上述热处理试验在Φ65mm圆管坯上取样进行的，但其试验结果与在钢管上取样的试验结果十分接近，因此，这些数据也可作为制定圆棒及钢管中间退火和最终成品固溶处理的依据。
3.2几种典型双相不锈钢析出相的析出速度及析出量的比较及其对热加工性能的影响
3.2.1析出相的析出速度及析出量的比较
双相不锈钢因含有较高的合金含量，故会形成大量的二次析出相，如σ相、Cr2N、χ、M7C3、M23C6、R、π等项，常见的有σ相、Cr2N、χ相。σ相一般在在℃-℃之间析出，σ相形核的一般机理是σ相和γ2相通过共析反应发生：α→σ+γ2，σ相的形核在α/α及α/γ晶界上优先发生，然后核长大进入邻近的铁素体晶粒；χ相在℃-℃之间析出，χ相与σ相共存，但其数量要比σ相少得多；Cr2N一般在℃-℃之间析出，大多数出现在α/γ2晶界上，少量也可在γ/γ晶界上析出；
这些二次析出相对热加工、热处理、焊接性能及力学性能都会带来有害的影响，其中对含Cr、Mo的双相不锈钢影响最大的是σ相。故以下主要对σ相的析出速度和析出量进行分析研究。
图5S3%和7%的σ相析出量的温度-时间转变曲线
表2所示为几种典型双相不锈钢σ相析出速度和析出量的比较，所采用的热处理制度为分别在各钢种σ相析出量最大的敏感温度（S：℃、S：℃、S及S：℃）下，保温5、10、15、20、30分钟后，即水淬，然后测定σ相。从表中看出S（AG-3）σ相的析出量为：5分钟21.2%，30分钟31.5%。5分钟析出量占30分钟析出量的67.3%，可见期析出速度之快，析出量之大。其余钢种中析出量最大的是S，5分钟3.5%，30分钟9.2%。S及S析出量较少，30分钟的析出量分别为3.22%和2.36%，S在5分钟的析出量为0。图5所示也表明了Sσ相的快速析出：S在σ相析出敏感温度℃上，σ相秒及秒的析出量分别为3%及7%。
可见，对于S,S,S及S而言合金含量越高，其σ相析出的速度更快、析出量更大。
表2几种典型双相不锈钢σ相析出速度及析出量的比较
析出相硬而脆，钢中有少量的析出相就会恶化热加工塑性。为提高工件的热加工塑性，必须控制影响析出相的析出速度及析出量的有关因素，这些因素包括：控制钢中Cr、Mo、N的含量、终轧（锻）温度、工件的加热速度、并注意工件回炉加热、圆管坯中心钻孔的影响。
3.2.2特超级双相不锈钢SCr、Mo、N的含量的控制
根据双相钢不锈钢各组成平均化学成分的EDS微型分析表明：铁素体相富铬、贫镍；奥氏体相富镍、贫铬；而σ相富铬、富钼，见表3所示。
表3EDS分析的各种相的化学成分（质量分数）
在本文研究材料中的特超级双相不锈钢，S合金含量最高，有害相析出最敏感，有害相对热加工性能的影响最大。
根据ASTMA/AM-18（年3月通过，年3月出版）规定的S元素含量为：Cr：26-29%，Mo：4-5%，N：0.30-0.50%，而试验中的S（AG-1）公斤钢锭含Cr：28.59%、Mo：4.3%、N：0.42%，见表1所示。将该钢锭放入连续炉中加热时，整支钢锭裂成6块，断口平整，如同锯床锯断。如表3所示：σ相富铬、钼，σ相的大致成分为Cr：28.23%、Mo：8.16%、Ni：4.71%、Mn：0.77%、Si：0.5%，当钢中Cr大于28%时，与σ相中的Cr含量基本相同，钢中的Cr不经扩散已达到了σ相中Cr的含量，这无疑加快了σ相的析出速度。同样当N含量大于0.4%，实质上也加快了在高Cr含量条件下，Cr2N的析出速度和增加了Cr2N的析出量。随着Cr、Mo、N含量的增加，在加热过程中，这些有害相的快速、大量析出，如受到内外环境因素造成的应力作用，工件就有可能开裂。将Cr及N含量分别降至26.65%及0.4%，Mo含量提高至4.85后的S（AG-3）公斤钢锭在连续炉中加热，就不发生钢锭开裂现象，成功地轧制成Φ65mm圆棒。其原因是由于Cr含量降至26.65%后，明显小于σ相中Cr的28.23%，因此Cr必须经扩散后方能达到σ相的Cr含量，这就延缓了σ相的析出速度和析出量，而Mo含量即使提高至5%，也远低于σ相中Mo的8.16%，需要经扩散后才能达到σ相成分中的Mo含量，虽然Mo的提高一定程度上会影响热加工塑性，但与σ相快速析出相比，其对热加工塑性的影响要明显小。另外，N含量的降低也可减少Cr2N的析出量。试验表明Cr≤27%，N≤0.4%，Mo在标准要求的4-5%范围内适当调整，就可在确保PRE≥49的条件下，能使S的热加工塑性明显改善，这个观点与表4所示的Sandvik报道的SAFHD的名义化学成分Cr：27%、Mo：5%、N：0.4%，基本吻合。
表4S双相不锈钢的名义化学成分（%）
3.2.3双相不锈钢热轧工艺的制订
3.2.3.1合理控制终轧（锻）温度
双相不锈钢的终轧（锻）温度应控制在σ相完全溶解的温度以上，几种典型双相不锈钢σ相完全溶解温度大致为：S：℃；S：℃；S及S：℃（本试验测定的结果）。一般实际操作中测定的终轧（锻）的温度是表面温度，而直径Φ60mm-Φmm的加热工件内部温度约比表面高40-50℃，所以对于上述除S外的双相不锈钢可适当降低终轧表面温度，一般可比σ相完全溶解温度低30-40℃；而S因其析出速度极快，析出量又多，即使在终轧（锻）的较短的变形时间内，表面也会析出一定量的σ相，从而使表面塑性下降，产生裂纹，所以为使S的热轧（锻）顺利进行，其终轧（锻）表面温度必须控制在σ相完全溶解温度以上，即为≥℃。
3.2.3.2严格控制加热速度
S及S因σ相析出速度较慢，析出量较少，在加热过程中锭、坯一般不会开裂；Sσ相析出速度相对较快，析出量也较多，所以不能在σ相析出的温度范围内，特别σ相析出的敏感温度上，停留过长时间，但只要妥善控制好加热速度，一般在加热过程中也不会出现开裂问题。Sσ相析出速度极快，析出量多，为使其锭、坯在加热过程中不发生开裂现象，应严格和合理的控制好加热速度，这是极为关键的操作工序，一方面要尽量减少加热的锭、坯在σ相析出的温度范围内，特别是σ相析出的温度区（℃-℃）所停留时间（一般推荐不宜超过2.5小时），另一方面也不能采用过快的加热速度，以免急火加热，造成温差过大，而使锭、坯开裂，一般推荐合理加热速度为：2-2.5℃/min。
3.2.3.3工件回炉加热影响
S（AG-3）及S（BG-1）的金相及室冲试样加热至各自的σ相完全溶解的加热温度℃及℃，保温时间30min，然后以炉冷、空冷、水淬方式冷却至室温，测定σ相析出量及冲击韧性，见表5。从表中看出，两钢种水淬均未析出σ相，炉冷均析出σ相，其析出量S（AG-3）为33.86%远多于S（BG-1）的13.7%；空冷，S（AG-3）有5.28%的σ相析出量，S（BG-1）未析出σ相；冲击韧性值与σ相析出量完全吻合，σ相析出量越多，冲击韧性值越低。
表5从℃及℃以不同冷却速度冷却至室温时，试样中的σ相析出量及冲击韧性
为搞清楚对体积较大的工件，σ相的析出情况是否有变化，本试验对不同钢种空冷下来开裂的公斤钢锭、开裂的锻坯以及Φ65mm圆棒进行金相取样，试样不经热处理，直接测定空冷的σ相析出量，其结果示于表6。表中各炉号相对应的工件的显微组织（x）见图6。
表6不经热处理空冷至室温的试样中σ相析出量
(a)S(AG-1)；(b)S(AG-2)；(c)S(AG-3)；(d)S(BG-1)；(e)S(CG-1)；(f)S(DG-1)
图6各工件的显微组织（x）
表6中S（AG-1）钢锭，炉内加热至℃，开裂成6块；S（AG-2）锻坯回炉加热至℃左右时，开裂成7块，断口平整，见图7，其余圆棒都是加热至℃-℃。钢锭、锻坯和圆棒均从炉内拉出，在炉外空冷至室温。
表6表明：S（CG-1）及S（DG-1）未见σ相析出；S有6.67%的少量σ相析出；S（AG-1、AG-2、AG-3）有较多的σ相析出。其中S(AG-2)的开裂锻坯上σ相析出量最多，为19.52%，这是锻坯回火重新加热时，累积了第一火锻造空冷下来的σ相析出量之故，所以为避免σ相累积造成工件开裂，
应注意以下几点：
（1）S及S，σ相析出速度较慢，工件回炉加热，
一般不会开裂；
（2）Sσ相析出速度相对较快，工件在空冷中有少量σ相析出，但只要在工件的加热过程中合理控制加热速度，在σ相析出的温度范围内，不停留过长时间，工件回炉加热一般也不会开裂；
（3）Sσ相析出速度极快，工件在空冷中就有较多数量σ相析出，所以为防止工件在加热中开裂，还应尽可能避免回炉重复加热，如难以避免，则应尽可能利用工件的热加工塑性，将工件轧（锻）至最小尺寸，以加快工件空冷速度，在有条件的情况下，可采取工件水淬的方法，以减少σ相析出的累积量。
图7S(AG-2)*mm锻坯开裂照片
3.1.3.4圆管坯中心钻孔的影响
一般说双相不锈钢圆管坯中心钻孔后，热穿孔容易进行，穿孔后荒管内表面质量也更佳。≤Φ80mmS圆管坯中心钻孔后，荒管的内表面有裂纹存在，而中心不钻孔的圆管坯，荒管内表面反而无缺陷。该反常现象，经分析认为是：圆管坯出炉后，通过滚道到达穿孔机时，中心内表面温降急剧，进入穿孔机后，圆管坯一面螺旋前进，一面在变形区内反复受碾压，中心部分受交变剪切应力和横向拉应力的作用形成孔腔，如中心钻孔的内表面因温降导致σ相快速析出，则孔腔内表面受应力的作用会产生裂纹。对直径Φ80mm的圆管坯中心钻孔的内表面温降会减缓，σ相未必会析出，所以其结果可能也会不一样。
综上所述，可以预料若S的PRE降至≤47时，Cr、Mo、N的含量相对降低，析出相的析出速度相对减缓，则上述有关控制析出相的析出速度及析出量的有关因素对热加工的影响会明显改善。
3.3试验中的S无缝钢管的力学和耐腐蚀性能
试验中的S（AG-3）无缝钢管生产工艺流程为：AOD精炼→热轧圆管坯→热穿孔荒管→冷轧/冷拔/冷扩→成品。其炉号和化学成分见表1，力学和耐腐蚀性能见表7，压扁、扩口和两相比例见表8。表中成品无缝钢管的化学成分、力学和耐腐蚀性能均满足ASTMA/AM-17a、ASTMA/AM-18的要求。
表7成品无缝钢管的力学及耐腐蚀性能
表8成品无缝钢管的压扁、扩口及两相比例
4结语
在本文条件下，得出以下结论：
（1）S的二次相析出速度最快，析出量最多。S、S、S及Sσ相析出最大的敏感温度大致分别相应为：℃、℃、℃、℃；σ相溶解温度大致分别相应为：℃、℃、℃、℃；在各自的σ相析出最大的敏感温度上，保温时间30min，水淬，σ相的析出量大致分别相应为31.5%、9.2%、3.22%、2.36%。
（2）对S、S及S，鉴于工件内部温度比表面温度高，故终轧（锻）表面温度控制可适当调整，另外，对S还应妥善控制加热速度，防止工件在加热中开裂，在σ相析出的温度区，特别是析出敏感温度范围内，不宜停留过长时间。
（3）为改善S（PRE≥49）的热加工塑性，防止开裂的有效方法为：合理控制Cr、Mo、N含量，其中Cr≤27%，N≤0.4%，并适当提高Mo含量；合理控制加热速度（一般推荐合理加热速度为2-2.5℃/min），并尽可能减少在σ相析出温度区的停留时间（在℃-℃的温度范围内，不宜超过2.5小时）；严格控制终轧（锻）表面温度在σ相溶解温度（℃）以上。
（4）为防止S工件回炉加热前炉外空冷析出σ相，而导致回炉加热中因σ相累积而发生开裂，一方面应合理控制Cr、Mo、N含量，另一方面应尽可能避免回炉重复加热，如操作上难以避免，应尽可能将工件轧（锻）至最小尺寸，以加快工件的冷却速度，在有条件的情况下，可采取工件水淬的方法，以减少σ相累积量。
（5）S及S热穿孔圆管坯的加热温度推荐控制为：直径不大于Φ80mm的圆管坯，分别相应为℃-℃、℃-℃；直径大于Φ80mm的圆管坯分别相应为℃-℃、℃-℃，保温时间一般为20-40min。对直径不大于Φ80mm的S圆管坯，中心钻孔的热穿孔荒管的内表面质量反不如中心不钻孔的。
（6）冷变形过程中，对S及S道次间的推荐中间退火温度分别为：℃-℃、1℃-℃；最终成品推荐固溶处理温度分别为：1℃-℃、℃-℃，保温时间一般为15-35min。
来源：《不锈》年第三期
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